1、23 奥氏体形成的动力学 1.A等温形成动力学研究A等温形成动力学的方法：等温转变图：A形成需要一定的孕育期.等温转变开始阶段,转变速度在 转变50%时,然后逐渐.这是由于在开 始阶段,已形成的晶核不断长大,同时又不 断形成新的晶核并不断长大,因此单位时间 内形成的A数量；当转变量超过50%后, 未转变的P新形成的晶核。此外,不 断长大的A会越来越多地彼此接触,使这部 分A的长大速度减小为零,因此单位时间内 形成的A量越来越少。温度A的形成速度:过热度,使临界晶核半径,所 需的浓度起伏也减小。,将不同温度下奥氏体 等温形成的转变开始点和 转变结束点连接起来,得 到奥氏体等温转变动力学 图.又称
2、为等温时的时间- 温度-奥氏体化图,即等温 TTA图(Time-Temperature- Authentication的缩写)。 TTA图由四条曲线构成： 奥氏体转变开始线,奥氏体+残留碳化物线,不均匀 奥氏体线和均匀奥氏体线。,测出工业用钢的TTA线对热加工生产具有重要意义。由该图可以确定奥氏体化时的加热温度和保温时间。,2.连续加热时A形成动力学形核、长大、碳化物的溶解以及A均匀化完成的。在连续加热条件下新的特点:转变是在一个温度范围内完成的；加热速度临界点，转变 开始温度升高，转变的温度范围变宽， 转变完成的时间；A成分的不均匀性随加热速度 其原因是GSE相区随温度的随加热速度过热度,
3、A转变的热力学和动力学条件不 断充分，形核率,保温时间 获得超细的晶粒度。由Hall- Petch关系s=i+Kd-1/2，晶粒细 化强韧性。,3.A形成动力学的理论处理固态相变动力学的理论研究：对问题的近似解,或是半定量的数 学处理. 1)A的形核 按均匀形核考虑,A形核率I与温度之间的关系为：I=Cexp(-Q/KT)exp(-G*/KT)C常数右侧三项：均随温度的.第一项C与A核所需碳含量有关. 由铁碳相图知,随温度能稳定存在的A最低碳含量沿GS线,故 形核所需碳浓度起伏,核愈易形成,C；第二项exp(-Q/KT)：原子扩散能力随温度,Q不变 exp(-Q/KT),即温度原子活动能力,能
4、克服位垒进行扩散的 原子数.第三项exp(-G*/KT)：自由焓差值GV对形核的作用,温度 过热度, GV,临界形核功G*exp(-G*/KT).这三项的共同作用使形核率I随A形成温度的.当温度从740800时形核率I270倍。,2)A长大线速度长大机制有关A在F和渗碳体之间形核时，A的长大受碳在A中的扩散所控制。 此时，A两侧界面将分别向F与Fe3C推移，A长大速度V向两侧推移的 速度主要取决于碳原子在A中的传输速度。碳原子的传输速度取决于碳在A中扩散系数及浓度梯度。扩散系 数随温度。浓度梯度则与A的厚度以及取决于温度的浓度差。根据扩散公式 可以导出A向F推移的线长大速度及A向渗碳体推移的线
5、长大速度 为：实验表明：当温度由730800时线长大速度82倍.,当A与渗碳体被F隔离时，A的长大将受碳在铁素体中的扩散所控 制。同样可推得奥氏体向铁素体推移的线速度为:虽然碳在F中的扩散系数大于碳在A中的扩散系数，但(2-4)式中浓度 梯度的远小于式(2-2)中的浓度梯度，故 。,4影响A形成速度的因素主要有温度、成分和原始组织 1)钢的成分 在亚共析钢中,随着碳含量的增加,A的形成速度加快， 这显然与Fe3C/界面面积增加和碳在A中的扩散系数随碳含量的增 加而增加有关。合金元素的影响可以归纳为以下几个方面：改变A的形成温度:扩大相区的元素如锰、镍、氮等，使AC1和 AC3降低；缩小相区的元
6、素如铬、钨、钼等,则使AC1和AC3升高.通过影响碳的扩散系数而影响A的长大速度.例如铬、钨、钼等 元素碳在A中的扩散系数A的长大速度；而镍、钴等元素碳 在A中的扩散系数A的长大速度.合金碳化物使碳化物在A中溶解的时间和A成分均匀化的时间加 长.合金元素本身在钢中扩散很慢,因此,不论是溶于F还是形成碳 化物,A成分均匀化所需的时间都要加长.,2)原始组织 渗碳体的形态影响奥氏体的形核率 和长大线速度。片状珠光体中界面多于球状珠光 体，因此奥氏体在片状珠光体中的形核率和长大线 速度高于球状珠光体。同样奥氏体在细片状珠光体 和细粒状珠光体中的形核率和长大线速度高于在粗 片状珠光体和球状珠光体。,2
7、-4 A晶粒长大及其控制 晶粒长大是一个自发进行的过程 降低体系能量。 1研究A晶粒长大的必要性 晶粒大小对钢的性能有很大的影响:如屈服强度与晶粒大小所遵循的H-P关系式：晶粒愈细小强度愈高。晶粒细小可以使钢的强韧性同时提高。细晶粒还可以降低钢的韧脆转折温度。A的晶粒大小还会影响钢在冷却时的转变特点。,2晶粒度的概念晶粒度是晶粒大小的度量。GB6394-86中规定显微晶粒 n=2G-1 式中 n-放大100倍时645mm2(即1平方英寸)面积内包含的晶粒数；G-晶粒级别。G愈大，单位面积内的晶粒数愈多，晶粒愈细小。 一般将G小于4的粗晶粒，58级细晶粒，8级以上称为超细 晶粒。可以与标准图片对
8、比,也可用直接测量方法来确定晶粒级别。起始晶粒度加热转变终了时所得奥氏体晶粒。 实际晶粒度A晶粒形成后在高温停留期间将继续长大,长大到冷却开始时的A晶粒。本质晶粒度在930保温38小时所得的A实际晶粒。,3A晶粒长大现象加热转变终了后,随T,时间A晶粒.时间一定时,A晶粒 的大小与温度之间的关系如图。两种情况：1）异常长大钢冶炼时用铝脱氧或加入铌、矾、钛等 强碳化物形成元素的钢，在一定温度下加 热，晶粒不易长大：细晶粒钢；但加热超 过某一温度后，A晶粒随加热温度的提高 急剧长大.2）正常长大用硅、锰脱氧的钢，不含有抑制晶粒长大的第二相质点，随加热 温度的升高，晶粒不断长大，称为正常长大。,本质
9、粗晶粒和本质细晶粒：只是表示A晶粒长大的倾向，至于钢 的A晶粒中的实际大小，主要取决于钢的加热规范，当加热温度很 高时，细晶粒钢粗大的A晶粒；反之，如果加热温度不高，粗晶 粒钢细的A晶粒。温度一定时，正常长大时，随时间的延 长，晶粒不断长大。异常长大则如图所示，长到一定大小后就 不再长大。温度愈高，长大速度愈大，长大 停止时A晶粒也愈粗大。A晶粒异常长大过程 中，存在混晶阶段：大小晶粒并存。在这个阶段中粗晶粒越长越大，不断的吞 食小晶粒，体积分数也越来越多，而细晶粒基本不长大，其所占体 积分数不断减小，最终被粗晶粒全部吞食，混晶阶段结束。,4A晶粒长大机制 A晶粒主要是通过晶界的迁移而长大的。
10、推动晶界迁移的驱动力 来自A晶界的界面能：A晶粒的长大自发过程。 1）长大驱动力P A起始晶粒细小且不均匀，界面弯曲，界面积S 大，界面能很大，不稳定，自发减小界面积的趋势非常大，即以晶 粒吞并的方式来减小界面积，降低系统的能量，同时向稳定的十四 面体或二维六角形发展。设有一球面晶界，单位面积界面能为，球面曲率半径为R。则可以推出，有一指向曲率中心的驱动力P作用于晶界，P的大小为：P与界面能成正比，与曲率半径R成反比。如界面为平直界面，则不论晶粒大小如何，R，P0可以看出，驱动力P与界面能成正比，与曲率半径R成反比。当 晶界在驱动力P的作用下以等速V移动，V与P成正比，即,VmP2m/R 式中
11、m为晶界迁移率。设 为晶粒长大中的平均直径，则平均长大 速度 为：积分得： 如起始晶粒很小，可忽略不计，则得：在P的作用下，随时间，A晶粒，且与时间的平方根成正比。 A晶界的迁移扩散过程，温度原子活动能力，扩散速度 晶界迁移速度。K实际表达了晶界的迁移率，K与温度的关系 为：KK0exp(-Q/KT) 该式表明，随温度A晶粒，温度愈高，长大速度愈快。,2）晶粒长大的阻力晶界的长大阻力来自于第二相质点。如果存在第二相质点，即 使是一个很弯曲的晶界也很难移动。第二相质点的大小和数量与能使晶界移动的最小曲率之间一定有 一个确定的关系。设在A晶界上有一半径为r的球形第二相质点，且 质点的正中处于A晶界
12、上。由于该粒子的存在使A晶界面积减小r2, 界面能减小r2。若有驱动力P作用于晶界，将晶界推向右方，A 晶界面积将增加，使能量升高，这将阻止晶界右移，相当于有一阻 力F作用于A晶界。可以证明一个粒子所提供的最大阻力为：Fmax=r设单位体积中有N个半径为r的粒子， 所占的体积分数为f，则可以证明，作用 于单位晶界的最大阻力为,第二相粒子主要是AlN及钒、钛、铌等强碳氮化物形成元素。为了能对A晶界起钉扎作用，第二相粒子应该有一个最少的临界 含量，据计算1mm3有510108个粒子，才能维持8级晶粒度，这相 当于每个A晶粒表面有56个（直径50nm以下的）AlN粒子。阻止A晶粒长大的主要因素是第二
13、相粒子的存在。当加热温度过 高，尽管第二相粒子溶解温度很高，但过高的加热温度下第二相粒 子仍将溶入A中阻止A晶粒长大的阻力消失，晶粒将异常长大， 本质细晶粒钢也会晶粒粗大。此外，在第二相粒子分布不均匀时将 会产生混晶现象。,3）奥氏体晶粒长大的极限尺寸由式P=2/R可知，只有曲面边界，才有P的作用。如晶粒大小 均匀一致，且晶界达到平衡状态的平直化，每一晶粒均成为正十四 面体，二维平面为正六边形蜂窝形时，三晶粒的交会处的面角均为 120o。此时，驱动力P为零。如晶粒大小不均匀一致,大小晶粒之间 的界面就不可能成为平直晶界。为使三晶界交会处的面角成为120o, 必然形成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶
14、界。故将有指向小晶粒的 驱动力P作用于晶界，晶界将向小晶粒 迁移，大晶粒依靠吞食小晶粒而长大。 其结果是大晶粒愈来愈大，小晶粒愈 来愈少，出现混晶。当小晶粒被消耗 殆尽，全部成为大晶粒时，即使所得 大晶粒仍不均匀一致，晶界仍为曲面 晶界，但因曲率半径较大，驱动力P 较小，小于阻力，晶粒就不再长大。,Zener:晶粒的长大极限尺寸R极限4r/3f上式计算所得结果较实测值大得多。这是因为式P=2/R中R并不是A晶粒半径。这些估算方法只能适合于特定的钢种、起始条件和加热条件，不能作为普遍使用的方法，只能作为参考。,不同学者研究了晶粒长大的极限尺寸，例如,5A晶粒大小的控制及在生产中的应用 1）凡能提
15、高铁原子扩散激活能的因素均能阻止A晶粒长大，在A中 溶入能降低铁原子自扩散激活能的元素，促使A晶粒长大。2）控制加热温度和保温时间。A的长大速度与加热温度和保温时 间有关。每一加热温度下都有一极限尺寸，温度愈高，极限尺寸愈 大，且与时间具有平方根的关系。在保证获得均匀A的条件下，尽 可能的降低加热温度和保温时间。3）以未溶的细小弥散分布的第二相粒子阻止A晶粒长大。 4）调整加热工艺，提高起始晶粒度的均匀性. 5）采用短时快速加热的工艺方法，以提高A形核率来获得细小的 A晶粒。 6）利用强碳化物形成元素钒、铌、钛等细化晶粒，不仅在工具 钢等方面早已得到广泛应用，目前还广泛应用于一类低合金高强度
16、钢（High Strength Low Alloy Steel,简称HSLA钢）。,HSLA钢的碳含量很低，因此组织中的铁素体含量很高。按理钢的强度似乎应该很低，然而，由于非常细小的铁素体晶粒和合金碳化物沉淀的共同作用，使其屈服强度得到很大的提高。一般软钢的屈服强度约为207MPa，而HSLA钢却可达到345550MPa。这类钢特别细小的铁素体晶粒是通过控制热轧与合金元素的共同作用得到的。在高温时，碳氮化合物溶于奥氏体中，有利于形变，在较低温度时，细小的碳氮化合物析出并阻止奥氏体晶粒长大。如果控制好最终轧制温度和形变量，这种细小的碳氮化合物颗粒不仅能阻止奥氏体晶粒长大，甚至还能阻止其再结晶，阻
17、止的程度取决于合金元素含量、形变度和轧制温度。按照这一处理过程，奥氏体晶粒将形变并被拉长，随后在冷却通过Ar3Ar1时，在密集的、未经再结晶的奥氏体晶界就会形成非常细小的铁素体晶粒，使HSLA钢具有很好的强韧性。,2-5 粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断粗大的A晶粒过热，使A晶界弱化。同时冷却得到的组织如M、B等非平衡组织粗大。再次正常 加热后，A仍保留原来粗大晶粒组织遗传。 金属的遗传性有几个重要概念：在相变或组织转变时，转变产物仍保留原母相或原始组织的宏 观、微观甚至亚结构特征的现象遗传性。 母相中的晶体结构缺陷和不均匀性遗传给新生相的现象相 遗传。 原A粗大的非平衡组织，再次以适当的速度加热
18、至AC3以上，A晶 粒明显细化，但断口仍为粗晶脆性断口的现象断口遗传。 晶粒粗大之所以会遗传下来，其根本原因是粗大的奥氏体晶粒转变的非平衡组织如马氏体等与奥氏体具有严格的晶体学位向关系，当这种非平衡组织再以适当的速度加热形成奥氏体时，就极有可能恢复到原奥氏体的取向，同时原奥氏体晶界上偏聚的杂质、第二相颗粒等在两次无扩散相变中也都没有移动，造成组织遗传。,1过热及校正 A晶粒长大而在晶界上并没有发生使晶界弱化的某些变化 过热。 随后缓冷所得的F、P团或快冷所得的M等组织粗大，使钢的强度和韧性。因此，要消除或阻断这种遗传，关键在于破坏第二次转变中新母相间严格的晶体学取向关系。消除方法： 避免由不破
19、坏原粗大组织直接加热奥氏体化。对于淬火状态的钢，可以先进行一次高温回火或中间退火，得到平衡组织后，再以正常温度加热淬火。高温回火得到铁素体和渗碳体的两相混合物，且铁素体发生再结晶；退火后则得到铁素体和渗碳体的平衡组织，这两类组织都会使原来的取向关系破坏。 控制加热温度和速度，避免奥氏体以无扩散机理形成。一般认为，加热温度要高于临界点，中等加热速度。在这种条件下，使铁素体向奥氏体转变时的体积变化使奥氏体发生相变硬化，导致奥氏体的再结晶，从而破坏严格的晶体学取向关系，并得到细小的奥氏体晶粒。 通过多次的加热冷却循环来破坏新母相之间的取向关系，从而获得细小的奥氏体晶粒。应该注意的是粗大的晶粒并不是总
20、是有害的，粗大的晶粒对高温用钢和硅钢片的性能有利,2过烧及校正 不仅A晶粒已经长大，而且在A晶界上也已发生了使晶界弱化的变 化过烧。过烧可以导致断口遗传。即在过烧的情况下，虽然再次以适当速 度加热淬火消除了粗大晶粒而得到细小的A晶粒，但在冲断时仍得 到了与原粗大A相对应的粗晶脆性断口。断口一般是粗大的沿晶断 口。在A晶粒已经细化的情况下，断裂仍沿原A晶界发生，这表明第 一次加热时在原A晶界发生了某种使晶界弱化的变化，且这种弱化 在再次加热时不能得到消除。在晶界上可能发生的变化主要是沿晶 界析出了某种脆性相或是形成了某些杂质元素的偏聚。 如沿原A晶界析出了MnS等第二相而使晶界弱化。 消除的办法有：重新加热至过热温度，缓慢冷却。即在缓慢冷 却中使偏聚的杂质元素向晶内扩散。反复加热。重新锻造。 进行多次正火处理。 加热温度A晶界将首先开始溶化烧毁。,
